Металловедение сварки и термическая обработка сварных соединений
Лившиц Л.С., Хакимов А.Н.
Машиностроение, 1989 г.
10.8. СВАРИВАЕМОСТЬ И ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ СВАРКИ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
При сварке высоколегированных аустенитных сталей могут образовываться технологические трещины в металле шва, околошовной зоне вблизи сплавления и в ЗТВ на некотором расстоянии от шва. Причины появления таких трещин могут быть разными.
При сварке аустенитных сталей одна из причин — отсутствие при охлаждении после сварки фазовой перекристаллизации и сохранение первичных аустенитных зерен во всем интервале температур, начиная от кристаллизации до полного охлаждения. При многослойных швах при сварке плавлением в каждом последующем слое кристаллизация аустенитных зерен начинается с зерен предыдущего слоя, и это приводит к образованию непрерывных протяженных границ кристаллитов от первого слоя к последнему с образованием транскристаллитиого строения. Такие непрерывные границы зерен, проходящие через весь шов, в связи с особенностями состояния металла в граничных участках являются «трассой» особой предрасположенности к прохождению трещин. Однако одной этой причины для появления кристаллизационных или холодных трещин может быть и недостаточно, хотя такое строение металла шва обусловливает его повышенную склонность к образованию трещин.
Другим фактором, определяющим повышенную склонность к образованию, прежде всего, кристаллизационных третий, может быть повышенная ликвационная загрязненность приграничных областей. В хромоникелевых сталях при высоком содержании основных легирующих элементов при высоких температурах, когда диффузионная подвижность атомов велика, создаются условия для оттеснения примесей (серы и фосфора) в кристаллизующиеся последними приграничные области зерен. Здесь же могут собираться в повышенном количестве атомы других элементов, легирующих сталь в небольших количествах (ниобия, молибдена, титана).
По данным Б. И. Медовара, повышенная склонность к ликвации примесей по границам зерен в высоколегированных сталях приводит к тому, что в этих зонах образуются более легкоплавкие прослойки с меньшей прочностью при температурах кристаллизации, когда ранее закристаллизовавшиеся части приобрели достаточную прочность. Под влиянием усадочных напряжений в них возникают надрывы, переходящие в межкристаллитную трещину. В аустенитном металле сварных швов с транскристаллитным строением такая трещина может поразить весь шов, проходя по непрерывной межзеренной границе. В связи с рассмотренным для предотвращения появления кристаллизационных трещин в металле аустенитных швов можно использовать особо чистые по сере и фосфору свариваемые стали и присадочные материалы. Хорошо зарекомендовали себя аустенитиые стали, рафинированные электрошлаковым переплавом или каким-либо другим методом. Поскольку в процессе сварки нельзя обеспечить снижение содержания фосфора, ибо это достигается окислением, а в стали имеются более легко окисляющиеся элементы, содержание фосфора в свариваемой стали и присадочных материалах ограничивают 0,01 % и избегают использования флюсов и электродных покрытий, способных загрязнять металл шва вредными примесями.
Другой мерой предотвращения образования горячих трещин может быть нарушение транскристаллитного строения металла шва. Для этого композицию металла шва (соотношение содержания элементов фсрритизаторов и аустенитизаторов) выбирают такой, чтобы шов получился не чисто аустенитным, а аустенитно-ферритным с небольшим количеством феррита (3—5 %). Этот первичный δ-феррит нарушает сплошность аустенитных зерен, становится прослойкой между аустенитньми кристаллитами и нарушает транскристаллизацию. Непрерывная транскристаллитная граница аустенитных зерен прерывается ферритными включениями. Это важно не столько для локализации кристаллизационной трещины, сколько для предотвращения ее образования в связи с тем, что нарушается сплошность межзеренного каркаса легкоплавкой прослойки при кристаллизации.
Выделения феррита в аустенитном шве не должны образовывать сплошной сетки, ибо ферритный каркас может оказать вредное влияние на требуемые свойства металла. Феррит, как более хрупкая фаза, находясь в виде каркаса, может повлиять на хладостойкость стали. Он может снизить и пластичность при длительной работе в условиях высоких температур. Феррит в большей мере, чем аустенит, склонен к выделению σ-фазы, снижающей пластичность и ударную вязкость. Поэтому присутствие более 8 % феррита в аустенитных швах нежелательно. В то же время разорванные ферритные выделения в аустенитном металле (обычно до 5 % феррита) могут даже оказать положительное влияние на свойства, разрывая непрерывность границ аустенитных зерен.
Помимо горячих кристаллизационных трещин в сварных швах аустенитных сталей могут возникать горячие высокотемпературные полигонизационные трещины, образующиеся в довольно узком интервале температур, находящемся несколько ниже температуры кристаллизации. Б. А. Мовчан показал, что в литом аустенитном металле при достаточно медленном охлаждении после кристаллизации дефекты кристаллического строения начинают мигрировать, сосредоточиваясь с образованием полигональных границ субзерен. Эти полигональные границы в отдельных местах могут совпадать со старыми границами аустенитных кристаллитов, с участками сосредоточения примесей, здесь могут зарождаться трещины под влиянием напряжений, вызываемых усадкой металла. Для подавления образования таких трещин можно увеличивать скорость охлаждения с тем, чтобы не дать развиться полигонизации. Уменьшение опасности появления полигонизационных трещин может быть достигнуто специальным легированием, уменьшающим подвижность полигонизационных границ. | Горячие трещины могут возникать как в металле шва, так 'и в околошовных зонах в высокотемпературных участках, подвергаемых оплавлению с прониканием жидкой фазы по границам зерен. При этом оплавленные пограничные обогащенные примесями участки могут иметь двоякое значение для образования трещин (по данным Б. И. Медовара). С одной стороны, при кристаллизации так же, как и в шве, по рассмотренным выше причинам они могут стать очагами образования трещин, с другой—расплав может играть роль поверхностно-активного вещества и способствовать образованию трещин на примыкающих неоплавленных границах. г о сварных соединениях высоколегированных хромоникелсвых сталей при определенных условиях могут образовываться и холодные трещины. Б. И. Медовар указывает на возможность образования таких трещин в двух температурных зонах — в интервале ! 500—700 °С и после полного охлаждения. Трещины, образующиеся при 500-700 °С, связаны с фазовыми изменениями, приводящими к повышению жаропрочности, повышению хрупкости и понижению пластичности металла. Причины возникновения холодных трещин были рассмотрены выше.
Процессы, протекающие при сварке различных по назначению и исходному фазовому и структурному состояниям свариваемых сталей, имеют много общего. Эта общность процессов связана со следующим. У всех сталей при сварочном нагреве участки ЗТВ, примыкающие к сварному шву при сварке плавлением, или участки свариваемых поверхностей при сварке давлением являются в основном аустенитными. В тех случаях, когда при нагреве дополнительно образуется феррит, количество его не велико, тем более что небольшое количество феррита оказывает положительное влияние на уменьшение возможности образования кристаллизационных трещин.
Получение аустенитного состояния в зоне сварки рассматриваемых сталей после завершения сварочного нагрева обеспечивает и после охлаждения создание аустенитной основы в определенных участках ЗТВ, примыкающих к участку сплавления или соединения. В указанных участках даже высокопрочных мартенситно-стареющих и аустенитно-мартенситных сталей после сварки сохраняется аустенитная основа. Это обстоятельство обеспечивает достаточно хорошую свариваемость практически всех высоколегированных хромоннкелевых сталей.
Положительное значение для свариваемости рассматриваемых сталей имеет и то обстоятельство, что рост аустенитного зерна в ЗТВ этих сталей происходит в меньшей степени, чем в ЗТВ углеродистых и низколегированных сталей, и уровень сварочных остаточных напряжений ниже, чем у низколегированных и даже углеродистых сталей. Объясняется это более низким пределом текучести аустеннтных сталей. В то же время относительная деформация отдельных участков металла ЗТВ сварного соединения аустеннтных сталей по той же причине больше и, по данным В. Н. Земзина, может достигать при растяжении 5—10 %. Повышенная возможность деформации в сварном соединении связана не только с более низким пределом текучести аустеннтных сталей, но и с более высоким уровнем временных напряжений, обусловливаемых их пониженной теплопроводностью.
Сварочный нагрев металла в различных зонах теплового влияния может приводить к протеканию процессов, неблагоприятно влияющих на качество, свойства и работоспособность сварных соединений. В приграничных участках зерен областей ЗТВ, нагреваемых до более высоких температур, может происходить оплавление границ вследствие повышенной загрязненности их примесями. При этом должно происходить дальнейшее повышение концентрации примесей в приграничных участках за счет перемещения их атомов из глубины зерна в зону повышенной растворимости. Таким образом, в этих высоконагретых участках ЗТВ в условиях продолжительного сварочного нагрева состояние границ зерен может сильно ухудшиться, вследствие чего увеличится возможность межкристаллитных разрушений как в процессе сварки, так и при эксплуатации.